풀림, 담금질, 그리고 시효는 알루미늄 합금의 기본적인 열처리 유형입니다. 풀림은 연화 처리로, 합금의 조성과 구조를 균일하고 안정적으로 만들고, 가공 경화를 제거하며, 합금의 가소성을 회복하는 것을 목적으로 합니다. 담금질 및 시효는 강화 열처리로, 합금의 강도를 향상시키는 것을 목적으로 하며, 주로 열처리로 강화 가능한 알루미늄 합금에 사용됩니다.
1 어닐링
알루미늄 합금 어닐링은 다양한 생산 요구 사항에 따라 잉곳 균질화 어닐링, 빌렛 어닐링, 중간 어닐링 및 완제품 어닐링 등 여러 형태로 나뉩니다.
1.1 잉곳 균질화 어닐링
급속 응축 및 비평형 결정화 조건 하에서 잉곳은 불균일한 조성 및 구조를 가져야 하며, 내부 응력 또한 커야 합니다. 이러한 상황을 개선하고 잉곳의 열간 가공성을 향상시키기 위해 일반적으로 균질화 어닐링이 필요합니다.
원자 확산을 촉진하기 위해 균질화 어닐링 온도는 더 높아야 하지만, 합금의 저융점 공정 융점을 초과해서는 안 됩니다. 일반적으로 균질화 어닐링 온도는 융점보다 5~40℃ 낮으며, 어닐링 시간은 대부분 12~24시간입니다.
1.2 빌렛 어닐링
빌렛 어닐링은 가압 가공 중 첫 번째 냉간 변형 전 어닐링을 말합니다. 빌렛의 균형 잡힌 조직을 확보하고 최대 소성 변형 능력을 갖도록 하는 것이 목적입니다. 예를 들어, 열간 압연 알루미늄 합금 슬래브의 압연 종료 온도는 280~330℃입니다. 실온에서 급냉한 후에는 가공 경화 현상을 완전히 제거할 수 없습니다. 특히 열처리 강화 알루미늄 합금의 경우, 급냉 후에도 재결정 과정이 완료되지 않아 과포화 고용체가 완전히 분해되지 않아 가공 경화 및 담금질 효과가 일부 유지됩니다. 어닐링 없이 바로 냉간 압연하는 것은 어렵기 때문에 빌렛 어닐링이 필요합니다. LF3와 같은 비열처리 강화 알루미늄 합금의 경우, 어닐링 온도는 370~470℃이며, 1.5~2.5시간 동안 보온한 후 공랭합니다. 냉간인발강관 가공에 사용되는 빌렛 및 어닐링 온도는 적절히 높아야 하며, 상한 온도도 선택할 수 있습니다. LY11 및 LY12와 같이 열처리로 강화 가능한 알루미늄 합금의 경우, 빌렛 어닐링 온도는 390~450℃이며, 이 온도에서 1~3시간 동안 유지한 후, 노 내에서 30℃/h 이하의 속도로 270℃ 이하로 냉각한 후 노에서 공랭합니다.
1.3 중간 어닐링
중간 어닐링은 냉간 변형 공정 사이에 이루어지는 어닐링을 말하며, 가공 경화를 제거하여 지속적인 냉간 변형을 촉진하는 것을 목적으로 합니다. 일반적으로 소재가 어닐링 후 45~85%의 냉간 변형을 거친 후에는 중간 어닐링 없이는 냉간 가공을 계속하기 어렵습니다.
중간 어닐링 공정 시스템은 기본적으로 빌릿 어닐링과 동일합니다. 냉간 변형률 요건에 따라 중간 어닐링은 세 가지 유형으로 나눌 수 있습니다. 완전 어닐링(전체 변형률 ε≈60~70%), 단순 어닐링(ε≤50%), 그리고 경미 어닐링(ε≈30~40%)입니다. 처음 두 어닐링 시스템은 빌릿 어닐링과 동일하며, 빌릿 어닐링은 320~350℃에서 1.5~2시간 동안 가열한 후 공랭합니다.
1.4. 완제품 어닐링
완제품 어닐링은 제품 기술 조건의 요구 사항에 따라 재료에 특정한 조직적, 기계적 특성을 부여하는 최종 열처리입니다.
완제품 어닐링은 고온 어닐링(연질 제품 생산)과 저온 어닐링(다양한 상태의 반경질 제품 생산)으로 나눌 수 있습니다. 고온 어닐링은 완전한 재결정 구조와 우수한 소성을 확보해야 합니다. 소재의 우수한 조직과 성능을 확보하기 위해서는 유지 시간이 너무 길어서는 안 됩니다. 열처리로 강화할 수 있는 알루미늄 합금의 경우, 공랭 담금질 효과를 방지하기 위해 냉각 속도를 엄격하게 제어해야 합니다.
저온 어닐링에는 응력 제거 어닐링과 부분 연화 어닐링이 포함되며, 이는 주로 순수 알루미늄 및 비열처리 강화 알루미늄 합금에 사용됩니다. 저온 어닐링 시스템을 설계하는 것은 매우 복잡한 작업으로, 어닐링 온도와 유지 시간뿐만 아니라 불순물, 합금도, 냉간 변형, 중간 어닐링 온도, 그리고 열간 변형 온도의 영향까지 고려해야 합니다. 저온 어닐링 시스템을 설계하려면 어닐링 온도와 기계적 특성 사이의 변화 곡선을 측정하고, 기술 조건에 명시된 성능 지표에 따라 어닐링 온도 범위를 결정해야 합니다.
2 담금질
알루미늄 합금의 담금질은 용액 처리라고도 하며, 고온 가열을 통해 금속에 있는 합금 원소를 가능한 한 많은 양의 2차상으로 고용시킨 후, 급속 냉각하여 2차상의 석출을 억제하여 다음 시효 처리에 적합한 과포화 알루미늄 기반 α 고용체를 얻는다.
과포화 α 고용체를 얻는 전제는 알루미늄 합금의 두 번째 상의 용해도가 온도 증가에 따라 크게 증가해야 한다는 것입니다. 그렇지 않으면 고용체 처리의 목적을 달성할 수 없습니다. 알루미늄의 대부분 합금 원소는 이 특성을 가진 공정 상태도를 형성할 수 있습니다. Al-Cu 합금을 예로 들면, 공정 온도는 548℃이고 알루미늄에서 구리의 실온에서 용해도는 0.1% 미만입니다. 548℃로 가열하면 용해도가 5.6%로 증가합니다. 따라서 5.6% 미만의 구리를 함유하는 Al-Cu 합금은 가열 온도가 용해선을 초과한 후 α 단일 상 영역으로 진입합니다. 즉, 두 번째 상인 CuAl2가 기지에 완전히 용해되고 담금질 후 단일 과포화 α 고용체를 얻을 수 있습니다.
담금질은 알루미늄 합금에서 가장 중요하고 까다로운 열처리 작업입니다. 핵심은 적절한 담금질 가열 온도를 선택하고 충분한 담금질 냉각 속도를 확보하며, 노 온도를 엄격하게 제어하고 담금질 변형을 줄이는 것입니다.
담금질 온도 선택의 원리는 알루미늄 합금의 오버버닝이나 과도한 결정립 성장을 방지하면서 담금질 가열 온도를 최대한 높이는 것입니다. 이를 통해 α 고용체의 과포화도와 시효 처리 후 강도를 향상시킬 수 있습니다. 일반적으로 알루미늄 합금 가열로는 ±3℃ 이내의 온도 제어 정확도를 요구하며, 가열로 내부의 공기를 강제 순환시켜 가열로 온도의 균일성을 유지합니다.
알루미늄 합금의 오버버닝은 금속 내부의 저융점 성분(예: 이원소 또는 다원소 공정)의 부분 용융으로 인해 발생합니다. 오버버닝은 기계적 성질을 저하시킬 뿐만 아니라 합금의 내식성에 심각한 영향을 미칩니다. 따라서 알루미늄 합금이 오버버닝되면 제거할 수 없으므로 합금 제품은 폐기해야 합니다. 알루미늄 합금의 실제 오버버닝 온도는 주로 합금 조성 및 불순물 함량에 의해 결정되며, 합금 가공 상태와도 관련이 있습니다. 소성 변형 가공을 거친 제품의 오버버닝 온도는 주물보다 높습니다. 변형 가공이 많을수록 비평형 저융점 성분이 가열 시 매트릭스에 용해되기 쉬워 실제 오버버닝 온도가 증가합니다.
알루미늄 합금의 담금질 시 냉각 속도는 합금의 시효 강화 능력과 내식성에 상당한 영향을 미칩니다. LY12와 LC4 합금의 담금질 과정에서는 특히 290~420℃의 온도 민감 영역에서 α 고용체가 분해되지 않도록 해야 하며, 충분히 큰 냉각 속도가 요구됩니다. 일반적으로 냉각 속도는 50℃/s 이상으로 규정되며, LC4 합금의 경우 170℃/s 이상이어야 합니다.
알루미늄 합금에 가장 일반적으로 사용되는 담금질 매체는 물입니다. 생산 실무에 따르면 담금질 중 냉각 속도가 빠를수록 담금질된 소재 또는 가공물의 잔류 응력과 잔류 변형이 커집니다. 따라서 형상이 단순한 소형 가공물의 경우, 물의 온도는 일반적으로 10~30℃로 약간 낮을 수 있으며, 40℃를 초과해서는 안 됩니다. 형상이 복잡하고 두께 차이가 큰 가공물의 경우, 담금질 변형 및 균열 발생을 줄이기 위해 물의 온도를 80℃까지 높일 수 있습니다. 그러나 담금질 탱크의 물 온도가 증가함에 따라 소재의 강도와 내식성도 그에 따라 감소한다는 점에 유의해야 합니다.
3. 노화
3.1 고령화 시대의 조직 변혁과 성과 변화
담금질로 얻은 과포화 α 고용체는 불안정한 구조입니다. 가열하면 분해되어 평형 구조로 변합니다. Al-4Cu 합금을 예로 들면, 평형 구조는 α+CuAl2(θ 상)입니다. 담금질 후 단상 과포화 α 고용체를 시효 가열할 때, 온도가 충분히 높으면 θ 상이 직접 석출됩니다. 그렇지 않으면 단계적으로 진행되어 중간 전이 단계를 거쳐 최종 평형상인 CuAl2에 도달할 수 있습니다. 아래 그림은 Al-Cu 합금의 시효 과정에서 각 석출 단계의 결정 구조 특성을 보여줍니다. 그림 a는 담금질 상태의 결정 격자 구조입니다. 이때 단상 α 과포화 고용체이며, 구리 원자(검은색 점)는 알루미늄(흰색 점) 기지 격자에 고르고 무작위로 분포합니다. 그림 b. 침전 초기 단계의 격자 구조를 보여줍니다.구리 원자는 매트릭스 격자의 특정 영역에 집중되기 시작하여 GP 영역이라고 하는 기니어-프레스턴 영역을 형성합니다.GP 영역은 매우 작고 원반 모양이며 직경이 약 5~10μm이고 두께가 0.4~0.6nm입니다.매트릭스의 GP 영역의 수는 매우 많으며 분포 밀도는 10¹⁷~10¹⁸cm-³에 도달할 수 있습니다.GP 영역의 결정 구조는 여전히 매트릭스의 결정 구조와 동일하며 둘 다 면심 입방이며 매트릭스와 일관된 계면을 유지합니다.그러나 구리 원자의 크기가 알루미늄 원자의 크기보다 작기 때문에 구리 원자의 농축으로 인해 영역 근처의 결정 격자가 수축되어 격자 왜곡이 발생합니다.
Al-Cu 합금의 시효 중 결정구조 변화의 개략도
그림 a. 담금질된 상태, 단일상 α 고용체, 구리 원자(검은색 점)가 균일하게 분포되어 있습니다.
그림 b. 노화 초기 단계에서는 GP 영역이 형성됩니다.
그림 c. 노화의 후반 단계에서는 반-결합적 전이 단계가 형성됩니다.
그림 d. 고온 노화, 비간섭성 평형상의 침전
GP 영역은 알루미늄 합금의 시효 과정에서 나타나는 첫 번째 사전 침전 생성물입니다.시효 시간을 늘리면, 특히 시효 온도를 높이면 다른 중간 전이 상도 형성됩니다.Al-4Cu 합금에서 GP 영역 이후에 θ” 및 θ' 상이 있으며, 마지막으로 평형 상 CuAl2에 도달합니다.θ” 및 θ'는 모두 θ 상의 전이 상이며 결정 구조는 정방형 격자이지만 격자 상수는 다릅니다.θ의 크기는 GP 영역보다 크고 여전히 원반 모양이며 직경이 약 15~40nm이고 두께가 0.8~2.0nm입니다.계속해서 매트릭스와 일관된 계면을 유지하지만 격자 왜곡의 정도는 더 강합니다. θ”상에서 θ'상으로 전이할 때, 크기는 20~600nm로 증가하고, 두께는 10~15nm이며, 결맞는 계면도 부분적으로 파괴되어 반결맞는 계면이 됩니다(그림 c 참조). 시효 석출의 최종 생성물은 평형상 θ(CuAl2)이며, 이때 결맞는 계면은 완전히 파괴되어 비결맞는 계면이 됩니다(그림 d 참조).
위 상황에 따르면, Al-Cu 합금의 시효 석출 순서는 αs→α+GP 영역→α+θ”→α+θ'→α+θ입니다. 시효 조직의 단계는 합금 조성과 시효 사양에 따라 달라집니다. 동일한 상태의 시효 생성물이 여러 개 존재하는 경우가 많습니다. 시효 온도가 높을수록 평형 구조에 가까워집니다.
시효 공정 동안 기지에서 석출된 GP 영역과 전이상은 크기가 작고, 고도로 분산되어 있으며, 쉽게 변형되지 않습니다. 동시에 기지에 격자 변형을 일으키고 응력장을 형성하여 전위의 이동을 크게 방해하여 합금의 소성 변형 저항성을 높이고 강도와 경도를 향상시킵니다. 이러한 시효 경화 현상을 석출 경화라고 합니다. 아래 그림은 담금질 및 시효 처리 중 Al-4Cu 합금의 경도 변화를 곡선 형태로 보여줍니다. 그림의 단계 I은 원래 상태의 합금 경도를 나타냅니다. 열간 가공 이력의 차이로 인해 원래 상태의 경도는 달라지며, 일반적으로 HV=30~80입니다. 500℃에서 가열하고 담금질(단계 II)한 후, 모든 구리 원자는 기지에 용해되어 HV=60의 단일상 과포화 α 고용체를 형성하는데, 이는 어닐링 상태(HV=30)의 경도보다 두 배 더 높습니다. 이는 고용 강화의 결과입니다. 담금질 후 상온으로 옮기면 GP 영역(단계 III)이 지속적으로 형성되어 합금의 경도가 지속적으로 증가합니다. 이러한 상온 시효 경화 과정을 자연 시효라고 합니다.
I—원래의 상태;
II—고체 용액 상태;
III—자연적 노화(GP 구역)
IVa—150~200℃에서 퇴행처리(GP구역에서 재용해);
IVb—인공 노화(θ”+θ' 단계)
V—과노화(θ”+θ' 단계)
4단계에서는 합금을 150°C로 가열하여 시효 처리하는데, 이때 경화 효과는 자연 시효보다 더 뚜렷하다. 이때 석출물은 주로 θ”상이며, Al-Cu 합금에서 가장 큰 강화 효과를 나타낸다. 시효 온도가 더 높아지면 석출상이 θ”상에서 θ'상으로 전이하여 경화 효과가 약해지고 경도가 감소하여 5단계에 진입한다. 인공적인 가열을 필요로 하는 모든 시효 처리를 인공 시효라고 하며, 4단계와 5단계가 이 범주에 속한다. 시효 처리 후 합금이 도달할 수 있는 최대 경도 값(즉, 4단계 b)에 도달하면 이 시효를 피크 시효라고 한다. 피크 경도 값에 도달하지 못하면 과소 시효 또는 불완전 인공 시효라고 한다. 피크 값을 넘어서 경도가 감소하면 과시효라고 한다. 안정화 시효 처리도 과시효에 속한다. 자연 시효 중에 형성되는 GP 영역은 매우 불안정하다. 약 200°C와 같은 고온으로 급속 가열하고 단시간 동안 따뜻하게 유지하면 GP 영역은 α 고용체로 다시 용해됩니다. θ” 또는 θ'와 같은 다른 전이상이 석출되기 전에 급속 냉각(급냉)하면 합금은 원래의 급냉 상태로 회복될 수 있습니다. 이 현상을 "퇴행"이라고 하며, 그림에서 IVa 단계의 점선으로 표시된 경도 저하를 의미합니다. 퇴행된 알루미늄 합금은 여전히 동일한 시효 경화능을 가지고 있습니다.
시효 경화는 열처리 가능한 알루미늄 합금 개발의 기초이며, 시효 경화 능력은 합금 조성 및 열처리 시스템과 직접적인 관련이 있습니다. Al-Si 및 Al-Mn 이원 합금은 시효 과정에서 평형상이 직접 석출되기 때문에 석출 경화 효과가 없으며, 열처리가 불가능한 알루미늄 합금입니다. Al-Mg 합금은 GP 영역과 전이상 β'를 형성할 수 있지만, 고마그네슘 합금에서만 특정 석출 경화 능력을 보입니다. Al-Cu, Al-Cu-Mg, Al-Mg-Si 및 Al-Zn-Mg-Cu 합금은 GP 영역과 전이상에서 강력한 석출 경화 능력을 가지며, 현재 열처리 및 강화가 가능한 주요 합금 시스템입니다.
3.2 자연 노화
일반적으로 열처리로 강화할 수 있는 알루미늄 합금은 담금질 후 자연 시효 효과를 나타냅니다. 자연 시효 강화는 GP 구역에 의해 발생합니다. 자연 시효는 Al-Cu 및 Al-Cu-Mg 합금에 널리 사용됩니다. Al-Zn-Mg-Cu 합금의 자연 시효는 너무 오래 지속되어 안정 단계에 도달하는 데 종종 수개월이 걸리므로 자연 시효 시스템은 사용되지 않습니다.
인공 시효에 비해 자연 시효 후 합금의 항복 강도는 낮지만, 가소성과 인성이 더 우수하고 내식성이 더 높습니다. Al-Zn-Mg-Cu 시스템의 초경 알루미늄은 상황이 약간 다릅니다. 인공 시효 후 내식성은 자연 시효 후보다 일반적으로 더 우수합니다.
3.3 인공 노화
인공 시효 처리 후 알루미늄 합금은 종종 가장 높은 항복 강도(주로 전이상 강화)와 더 나은 조직 안정성을 얻을 수 있습니다. 초경 알루미늄, 단조 알루미늄, 주조 알루미늄은 주로 인공 시효 처리됩니다. 시효 온도와 시효 시간은 합금 특성에 중요한 영향을 미칩니다. 시효 온도는 대부분 120~190℃이며, 시효 시간은 24시간을 초과하지 않습니다.
알루미늄 합금은 단일 단계 인공 시효 외에도 단계적 인공 시효 시스템을 채택할 수 있습니다. 즉, 가열을 서로 다른 온도에서 두 번 이상 실시합니다. 예를 들어, LC4 합금은 115~125℃에서 2~4시간, 그 후 160~170℃에서 3~5시간 동안 시효할 수 있습니다. 단계적 시효는 시효 시간을 크게 단축할 뿐만 아니라 Al-Zn-Mg 및 Al-Zn-Mg-Cu 합금의 미세 조직을 개선하고, 기계적 성질을 근본적으로 저하시키지 않으면서 응력 부식 저항성, 피로 강도 및 파괴 인성을 크게 향상시킬 수 있습니다.
게시 시간: 2025년 3월 6일
